CN109596800B - 一种高体积分数晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法 - Google Patents

一种高体积分数晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法 Download PDF

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Abstract

一种高体积分数晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法，它涉及一种铝基复合材料包套热成形方法，它包括：一、原始坯料力学性能及微观组织观察：利用场发射环境扫描电镜对原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料显微组织观察和拉伸试验测试力学性能；二、原始坯料热可锻性测试；三、包套挤压坯料或包套镦拔坯料，得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料锻坯。本发明通过高温下包套挤压和包套镦拔获得成形质量较好、表面无宏观裂纹及可锻性显著提高的铝基复合材料棒材和锻坯。

Description

一种高体积分数晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法
技术领域
本发明涉及一种铝基复合材料包套热成形方法，具体涉及一种高体积分数晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法。
背景技术
铝基复合材料以其质轻、高强度、耐高温、耐磨损、热膨胀系数低等优点，已成为军事国防、航空航天等高技术领域不可或缺的轻量化结构材料和功能材料。但是由于与铝合金基体性质差异较大的脆硬增强体的引入，阻碍变形时基体金属内位错的长程滑移，而且脆硬的增强体断裂应变一般都很低。当外加应变较低时即发生断裂，诱发基体产生微裂纹，特别当晶须增强体积分数较高时，易产生裂纹。对于颗粒增强铝基复合材料，当体积分数较小时较易热塑性成形，体积分数较高则难以通过热塑性成形制备锻坯。对于晶须增强铝基复合材料，由于增强相尺寸较大，更加难以热成形。除此之外，由于在铝基复合材料制备中增强相材料分布的不均匀性，使得大尺寸的铝基复合材料相较小尺寸更加难以实现热成形。
发明内容
本发明是为克服现有技术不足，提出一种提高铝基复合材料可锻性，提高锻坯成形质量的高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法。
根据本发明的一个方面，提供一种基于包套挤压的高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法；它包括如下：
一、原始坯料力学性能及微观组织观察：利用场发射环境扫描电镜对原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料显微组织观察和拉伸试验测试力学性能；
二、原始坯料热可锻性测试：选取一定高度和直径的原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料进行可锻性压缩测试，得到可锻性压缩测试温度为470℃-510℃；
三、包套挤压坯料：将原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料加工成一定高度和直径的坯料，用包套包覆所述坯料，在步骤二确定的温度为470℃-510℃下对带包套坯料挤压；
四、包套挤压料可锻性测试：从包套挤压后的挤压料中切取试样进行镦拔实验，镦拔实验变形温度设定为470℃-510℃，应变速率设定为0.01S-1，在镦拔过程中沿轴向和径向压缩，得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料锻坯。
根据本发明的另一个方面，提供一种基于包套镦拔的高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法；它包括如下：
一、原始坯料力学性能及微观组织观察：利用场发射环境扫描电镜对原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料显微组织观察和拉伸试验测试力学性能；
二、原始坯料热可锻性测试：选取一定高度和直径的原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料进行可锻性压缩测试，得到可锻性压缩测试温度为470℃-510℃；
三、包套镦拔坯料：将原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料加工成一定高度和直径的坯料，用包套包覆所述坯料，在步骤二确定的温度470℃-510℃下，以道次变形量8％-10％，进行多道次轴向镦粗至轴向30％变形，翻转90°，进行径向压缩8％-10％，转动坯料，再进行径向压缩8％-10％，沿整个圆周重复此径向压缩过程，完成后，进行轴向镦粗8％-10％，再进行上述径向压缩过程，再进行轴向镦粗过程，多道次重复此过程；最终轴向压缩量达到50％-70％，径向压缩量达到40％-50％，得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料锻坯。
进一步地，所述高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料中的SiCw+Al18B4O33w晶须的体积分数为15％-25％。
本发明相比现有技术的有益效果是
本发明采用不同规格试样对铝基复合材料进行可锻性测试；并提出高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强复合材料包套挤压成形技术，通过包套挤压制造的棒材其室温抗拉强度达到350MPa，远高于原始压铸坯料抗拉强度100Mpa，较铸态0.2％的室温延伸率，经过包套挤压获得的棒材大约为2.0％，经由包套挤压高体积分数晶须增强复合材料在延展性和强度都得到显著的提高，获得了表面无宏观裂纹的棒材。通过包套镦拔获得的锻坯表面无宏观裂纹。本发明克服了当前高体积分数晶须增强复合材料可锻性差、塑性成形易开裂的缺陷，是一种提高高体积分数晶须增强复合材料的可锻性和力学性能的有效方法。
附图说明
图1为原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料横向组织图；
图2为原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料纵向组织图；
图3为原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料轴向、径向室温拉伸应力应变曲线图；
图4为Φ8mm×12mm试样热压缩测试结果图；
图5为Φ60mm×60mm试样热压缩测试结果图；
图6为Φ190mm×300mm试样热压缩测试结果图；
图7为挤压模凹模的剖视图；
图8为挤压模凹模的实物图；
图9为挤压坯料与纯铝包套的示意图；
图10为未包套挤压后的棒材；
图11为包套挤压后的棒材；
图12为镦拔坯料与铝合金包套的示意图；
图13为未包套镦拔后的坯料；
图14为包套镦拔后的坯料；
图15为原始铸态铝基复合材料和包套挤压材料室温拉伸应力应变曲线图；
图16为轴向径向各压缩20％的包套挤压棒材可锻性结果图；
图17为轴向径向各压缩30％的包套挤压棒材可锻性结果图；
图18为铸态铝基复合材料的微观组织图；
图19为包套挤压后铝基复合材料的微观组织图。
具体实施方式
下面结合附图并通过具体实施方式来进一步说明本发明的技术方案。
结合图1-图19说明，一种高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法，它包括如下：
一、原始坯料力学性能及微观组织观察：利用场发射环境扫描电镜对原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料显微组织观察和拉伸试验测试力学性能；
二、原始坯料热可锻性测试：选取一定高度和直径的原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料进行可锻性压缩测试，得到可锻性压缩测试温度为470℃-510℃；
三、包套挤压坯料：将原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料加工成一定高度和直径的坯料，用包套包覆所述坯料，在步骤二确定的温度为470℃-510℃下对带包套坯料挤压；
四、包套挤压料可锻性测试：从包套挤压后的挤压料中切取试样进行镦拔实验，镦拔实验变形温度设定为470℃-510℃，应变速率设定为0.01S-1，在镦拔过程中沿轴向和径向压缩，得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料锻坯。
原始铸态SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝合金复合材料微观组织的横向组织(图1所示)和纵向组织(如图2所示)，表明铝基复合材料在挤压铸造制备过程中，铝合金金属液未能完全渗入到增强体晶须之间的空隙中，存在铸态缺陷。这些缺陷在后续变形过程中极易萌生微裂纹，降低材料变形能力，图3原始铝基复合材料轴向、径向室温拉伸应力应变曲线((横坐标“strain”代表应变，纵坐标“stress”代表应力)，其中■所在的曲线表示轴向原始铸态SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝合金复合材料的延伸率，▲所在的曲线表示径向的原始铸态SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝合金复合材料的延伸率。可见，原始铸态SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝合金复合材料轴向室温延伸率低于径向室温延伸率，对于原始铸态铝基复合材料在不同方向表现出塑性差异性会对热塑性成形带来较大困难。
较佳地，高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料中的SiCw+Al18B4O33w晶须的体积分数为15％-25％。以20％体积分数为例：
测试20％体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强铝基复合材料可锻性和可成形温度，由于高体积分数铝基复合材料制备过程存在增强相分布不均，用小试样无法反映实际成形情况。本实施例提出采用Φ190×300mm、Φ60mm×60mm、Φ8mm×12mm三种不同尺寸规格的棒料进行可锻性和温度测试。测试结果分别如图4的Φ8mm×12mm小试样压缩测试结果，图5的Φ60mm×60mm中试样压缩测试结果，图6的Φ190mm×300mm大试样压缩测试结果所示。
图4左图表明在470℃-510℃高温区域压缩表面无宏观裂纹，图4中间图表明在370℃-410℃中温区域下压缩表面出现轻微宏观裂纹，而图4的右图表明在270℃-310℃低温区域下压缩表面出现明显较深的宏观裂纹，表明高体积分数铝基复合材料适宜在470℃-510℃下成形。
图5是采用Φ60mm×60mm中尺寸的铝基复合材料试样采用470℃-510℃下以40％轴向压缩，坯料侧表面由于受切向拉应力的作用才形成较浅的纵向裂纹，表明该中型尺寸的高体积分数铝基复合材料表现出较强的抗压性。图5的左图表示高温压缩原始试样，图5的右图表示高温压缩40％程度后试样。
为减小高体积分数铝基复合材料制备过程存在增强相分布不均对测试其可锻性的影响，图6是采用Φ190mm×300mm大尺寸铝基复合材料试样在470℃-510℃下热压缩测试的结果，在热压缩试样侧表面出现明显较深的宏观裂纹，表明对于高体积分数铝基复合材料大试样，即使在较高温度区间成形，依然热塑性差，易产生裂纹，难以直接热塑性成形。
对此采用了步骤三包套挤压成形技术，如下实施例所述：为了保证挤压稳定可靠，得到的挤压坯料性能稳定，使用如图7和图8所示挤压凹模，该挤压凹模为现有技术。采用包套挤压成形工艺对铝基复合材料在470℃-510℃下挤压成形，此时挤压比为9:1。具体为：将原始铸态体积分数20％的SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料切割成直径为60mm，高60mm的挤压棒料，所选用的包套材料为纯铝或铝合金，尺寸为外径72mm，内径60mm，高度60mm，如图9所示的挤压坯料和纯铝包套，高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料和包套之间采用石墨润滑，放入加热炉中加热，到温后保温2小时。设置直径为60mm，高60mm挤压棒料的无包套铝基复合材料试样在相同成形条件下挤压成形。如图10所示，未包套挤压的棒料表面出现大量的宏观裂纹，而图11包套挤压的结果显示包套后的棒料表面没有宏观裂纹。其中，图11的上图表示未剥去包套的棒料图，图11的下图表示剥去包套的棒料图。
对于高体积分数晶须增强2024铝合金复合材料塑性差，热加工容易出现裂纹，较差的可锻性限制铝基复合材料的应用，通过纯铝包套挤压后的获得的棒材未出现裂纹，表面成形质量较高，这是由于在挤压变形过程中，复合材料外面的纯铝包套会阻碍复合材料和挤压模具的直接接触，使得来自于挤压模具内表面的摩擦力转移到纯铝包套上，与此同时也降低了复合材料在挤压过程中与挤压模具直接接触导致的温度损失。由于在相同温度下纯铝的屈服强度要小于复合材料屈服强度，因此在材料挤压变形过程中纯铝包套优先发生塑性变形，且纯铝的塑性较好，能承受很大程度的变形，因此，在挤压变形过程中表面并没有垂直于挤压方向的裂纹产生，而且由于纯铝包套和复合材料之间存在石墨润滑剂，来自挤压模具内侧表面的摩擦力并不会转移到复合材料表面，从而保证了复合材料在挤压变形过程中各处塑性流动的均匀性。
在上述包套挤压成形的基础上，对包套挤压变形后的20％高体积分数晶须增强铝基复合材料进行拉伸试验，图15为原始铸态、包套挤压态材料室温拉伸应力应变曲线。其中，其中■所在的曲线表示原始铸态SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝合金复合材料，▲所在的曲线表示包套挤压成形后的SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝合金复合材料，从图中可以看出铸态铝基复合材料经挤压比为9:1的包套挤压变形后的室温延伸率大约为2.0％，较铸态0.2％的室温延伸率提高，而且其强度经包套挤压变形后也有明显改善，抗拉强度从100MPa提高到350MPa。经过包套挤压变形后材料的抗拉强度和延伸率都得到了显著的提高，
为了测试包套挤压后的棒料热可锻性，从包套挤压棒料中切取尺寸为14mm×14mm×14mm的块状试样进行镦拔实验，在镦拔过程中沿轴向和径向加载。镦拔实验变形温度设定为470℃-510℃，应变速率设定为0.01S-1。如图16和图17经由包套挤压的棒料分别在轴向径向各压缩20％和轴向径向各压缩30％后均无宏观裂纹产生，热可锻性明显提高。
为了进一步观察原始铸态和包套挤压后铝基复合材料组织性能差异，上述步骤四之后，还设置了步骤五、包套挤压后挤压棒料显微组织观察：利用场发射环境扫描电镜对包套挤压后高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料棒材显微组织观察。具体为：对包套挤压变形后的高体积分数晶须增强铝基复合材料与原始铸态高体积分数晶须增强铝基复合材料进行显微组织观察对比。图18和图19分别是原始铸态和经由包套挤压的铝基复合材料的微观组织，可从图18和图19观察增强体晶须在复合材料挤压变形过程中发生转动，其取向由铸态时的自由取向转变为沿挤压棒材轴向分布，且晶须分布较铸态复合材料均匀。包套挤压变形可以改善铸态材料中存在的较多铸态组织缺陷，进而提高复合材料力学性能，如团聚的尺寸较小的增强体晶须之间空隙由于熔融的铝合金金属液表面张力较大，很难浸渗其中，导致铸态复合材料中存在较多空隙，这些空隙在复合材料挤压变形过程中会被缩小或被焊合。此外，铸态材料中存在的粗大晶粒在复合材料包套挤压变形过程中被细化等都会提高复合材料力学性能。基体中尺寸较大的第二相被打碎、拉长后表面积增大，会有更多的溶质原子融入到基体中，增强固溶强化效果，因此经由包套挤压高体积分数纤维增强复合材料在延展性和强度都得到显著的提高。
另一个实施方式，还提供了一种高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法，采用包套墩拔成形，它包括如下：
一、原始坯料力学性能及微观组织观察：利用场发射环境扫描电镜对原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料显微组织观察和拉伸试验测试力学性能；
二、原始坯料热可锻性测试：选取一定高度和直径的原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料进行可锻性压缩测试，得到可锻性压缩测试温度为470℃-510℃；
三、包套镦拔坯料：将原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料加工成一定高度和直径的坯料，用包套包覆所述坯料，在步骤二确定的温度470℃-510℃下，以道次变形量8％-10％，进行多道次轴向镦粗至轴向30％变形，翻转90°，进行径向压缩8％-10％，转动坯料，再进行径向压缩8％-10％，沿整个圆周重复此径向压缩过程，完成后，进行轴向镦粗8％-10％，再进行上述径向压缩过程，再进行轴向镦粗过程，多道次重复此过程；最终轴向压缩量达到50％-70％，径向压缩量达到40％-50％，得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料锻坯。
原始铸态SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝合金复合材料微观组织的横向组织(图1所示)和纵向组织(如图2所示)，表明铝基复合材料在挤压铸造制备过程中，铝合金金属液未能完全渗入到增强体晶须之间的空隙中，存在铸态缺陷。这些缺陷在后续变形过程中极易萌生微裂纹，降低材料变形能力，图3原始铝基复合材料轴向、径向室温拉伸应力应变曲线((横坐标“strain”代表应变，纵坐标“stress”代表应力)，复合材料轴向室温延伸率低于径向室温延伸率，对于原始铸态铝基复合材料在不同方向表现出塑性差异性会对热塑性成形带来较大困难。
较佳地，高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料中的SiCw+Al18B4O33w晶须的体积分数为15％-25％。以20％体积分数为例：
测试20％体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强铝基复合材料可锻性和可成形温度，由于高体积分数铝基复合材料制备过程存在增强相分布不均，用小试样无法反映实际成形情况。本实施例提出采用Φ190×300mm、Φ60mm×60mm、Φ8mm×12mm三种不同尺寸规格的试样进行可锻性测试。测试结果分别如图4的Φ8mm×12mm小试样压缩测试结果，图5的Φ60mm×60mm中试样压缩测试结果，图6的Φ190mm×300mm大试样压缩测试结果所示。
图4的左图表明在470℃-510℃高温区域压缩表面无宏观裂纹，图4的中间图表明在370℃-410℃中温区域下压缩表面出现轻微宏观裂纹，而图4的右图表明在270℃-310℃低温区域下压缩表面出现明显较深的宏观裂纹，表明高体积分数铝基复合材料适宜在470℃-510℃下成形。
图5是采用Φ60mm×60mm中尺寸的铝基复合材料试样采用470℃-510℃下以40％轴向压缩，坯料侧表面由于受切向拉应力的作用才形成较浅的纵向裂纹，表明该中型尺寸的高体积分数铝基复合材料表现出较强的抗压性。图5的左图表示高温压缩原始试样，图5的右图表示高温压缩40％程度后试样。
为减小高体积分数铝基复合材料制备过程存在增强相分布不均对测试其可锻性的影响，图6是采用Φ190mm×300mm大尺寸铝基复合材料试样在470℃-510℃下热压缩测试的结果，在热压缩试样侧表面出现明显较深的宏观裂纹，表明对于高体积分数铝基复合材料大试样，即使在较高温度区间成形，依然热塑性差，易产生裂纹，难以直接热塑性成形。
对此采用了步骤三包套镦拔成形，如下实施例所述：将原始铸态体积分数20％的SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝合金复合材料切割成直径为60mm，高60mm的坯料，在5000吨挤压机上铸态铝基复合材料进行镦拔实验。实验前对坯料进行加热并保温2小时，炉温设置在470℃-510℃。成形时，以道次变形量8％-10％，进行多道次轴向镦粗至轴向30％变形，翻转90°，进行径向压缩8％-10％，转动坯料，再进行径向压缩8％-10％，沿整个圆周重复此径向压缩过程，完成后，进行轴向镦粗8％-10％，再进行上述径向压缩过程，再进行轴向镦粗过程，多道次重复此过程；最终轴向压缩量达到50％-70％，径向压缩量达到40％-50％，得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料方形锻坯，包套成形时，选用的包套尺寸为外径72mm，内径60mm，高度60mm，材料为铝合金或者纯铝，高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料和包套之间采用石墨润滑。如图12所示为镦拔坯料与铝合金包套。设置未包套镦拔对照组(未包套成形也按照上述工艺)，如下实施例，以道次变形量9％，进行多道次轴向镦粗至轴向30％变形，翻转90°，进行径向压缩9％，转动坯料，再进行径向压缩9％，沿整个圆周重复此径向压缩过程，完成后，进行轴向镦粗9％，再进行上述径向压缩过程，再进行轴向镦粗过程，多道次重复此过程，最终轴向压缩量达到60％，径向压缩量达到45％；得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料方形锻坯；未包套镦拔出现如图13所示的横向的深裂纹。而包套镦拔后的结果如图14，表面无宏观裂纹，得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料方形锻坯。
本发明已以较佳实施案例揭示如上，然而并非用以限定本发明，任何熟悉本专业的技术人员，在不脱离本发明技术方案范围内，当可以利用上述揭示的结构及技术内容做出些许的更动或修饰为等同变化的等效实施案例，但是凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施案例所做的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属本发明技术方案范围。

Claims (1)

1.一种高体积分数晶须增强2024铝基复合材料包套热成形方法，所述晶须为SiCw+Al18B4O33w晶须；其特征在于：所述包套热成形方法包括如下：
一、原始坯料力学性能及微观组织观察：利用场发射环境扫描电镜对原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料显微组织观察和拉伸试验测试力学性能；所述增强2024铝基复合材料中的SiCw+Al18B4O33w晶须的体积分数为15%-20%；
二、原始坯料热可锻性测试：选取一定高度和直径的原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料坯料进行可锻性压缩测试，得到可锻性压缩测试温度为470℃-510℃；
三、包套镦拔坯料：将原始铸态高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料加工成高度60mm和直径60mm的坯料，用包套包覆所述坯料，包套材料为纯铝或铝合金，高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须增强2024铝基复合材料和包套之间采用石墨润滑，首先对坯料在步骤二确定的温度下进行加热并保温2小时，然后以道次变形量9%，进行多道次轴向镦粗至轴向30%变形，翻转90°，进行径向压缩9%，转动坯料，再进行径向压缩9%，沿整个圆周重复此径向压缩过程，完成后，进行轴向镦粗9%，再进行上述径向压缩过程，再进行轴向镦粗过程，多道次重复此过程，最终轴向压缩量达到60%，径向压缩量达到45%，得到高体积分数SiCw+Al18B4O33w晶须分布均匀的增强2024铝基复合材料锻坯。
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